JP3704790B2 - Cold-rolled steel sheet with good aging resistance - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、低炭素キルド鋼の冷延鋼板の技術分野に関するものであり、特に良好な耐時効性が得られる冷延鋼板を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
冷延鋼板は、熱延鋼板に比べ、寸法精度が良く、表面が美麗であり、更に優れた加工性を有することから自動車用、家電製品用、各種建材用等に幅広く使用されている。従来、加工性の良好な冷延鋼板として、軟質で延性（伸び（El.)で代表される。）及びランクフォード値（ｒ値）の高い材料が、種々の成分系の調整により、また成分系と製造方法との組み合わせによって提案されてきた。その代表的なものが製鋼段階で鋼中のＣ量を50ppm 以下に低減したうえでTiやNbのような炭窒化物形成元素を添加した極低炭素冷延鋼板である。このような鋼板は、いずれも降伏点(Y.S.)が200 MPa 以下、伸び（El.)が50％以上、ｒ値が2.0 以上のごとき優れた特性を容易に達成し得るものである。しかも、このような鋼板は、時効などといった材質劣化の原因となる固溶（Ｃ，Ｎ）を炭化物、窒化物として完全に固定しているため、時効劣化をほとんど起こさないのはいうまでもない。
【０００３】
しかしながら、上記のようにＣ量を50ppm 以下に脱ガス処理し、TiやNbを添加した極低炭素冷延鋼板は、これらTi、Nbが高価な成分であることから、通常の低炭素鋼（Ｃ：0.02〜0.06wt％）に比べて製造コストが著しく高くなる。そればかりか、これらTiやNbの添加により再結晶温度が高くなるため、冷延後の焼鈍時の再結晶温度は700 ℃以上が必要とされる。それ故、必要とされる材質を得るためには、再結晶温度を800 ℃以上の高温にしなければならず、この点でも製造コストの上昇を招いてしまう。
【０００４】
ここに、冷延鋼板を製造するに当たり、優れた特性の鋼板を得るのみならず、製造コストの低廉化も要請されている昨今では、このようなTiやNbについて、固溶（Ｃ，Ｎ）を完全に固定し得る量で大量に含有させた素材を用いて製造していたのでは採算性が著しく悪い。したがって、溶鋼コストの安い低炭素キルド鋼を素材とした場合であっても、耐時効性、加工性が良好である鋼板が切望されているのである。
【０００５】
低炭素キルド鋼を素材として、プレス成形性が良好でかつ耐時効性の良好な鋼板を製造する従来公知の方法では、熱延後の巻取温度を600 ℃以上として固溶ＮをAlN として固定する手段、また、冷延後の連続焼鈍の際には再結晶終了後の冷却過程で急速冷却を施してから300 〜500 ℃の温度域に数分間保持することでセメンタイトを結晶粒内、粒界に析出させて固溶Ｃ量を減少させる手段が採られる。ところが、このような方法を採ったとしてもエージングインデックス（A.I.；7.5 ％の引張後、100 ℃で30分の時効処理の前後における引張応力差）が40MPa 以下という耐時効性の良好な鋼板を得ることは困難であった。
【０００６】
また、前述のように現在における冷延鋼板の主流は極低炭素鋼であり、これに応じて近年に建設される連続焼鈍設備では、過時効処理設備が金属学的に不要と考えられ、また、設備建設費用等の問題もあって過時効処理設備が必ずしも常備されなくなってきている。このように過時効処理設備の常備されていない連続焼鈍設備で低炭素キルド鋼を処理した場合では特に、エージングインデックスで40MPa 以下という耐時効性の良好な鋼板を得ることは困難をきわめていた。
【０００７】
そこで、短時間の過時効処理で耐時効性の良好な製品を得べく、研究開発が進められ、特開昭５７−１２６９２４号公報には、鋼中のＣ、Mnを所定範囲にした鋼を熱延時に400 ℃以下で巻取ることにより、熱延板中にセメンタイトを微細に分散させ、ごく微細なセメンタイトを固溶Ｃの析出核として用いて固溶Ｃ量を減少させるという方法が提案されている。また、特開平２−１４１５３４号公報では、Al、Ｎをやや高めにした低炭素Alキルド鋼、あるいはそれにＢを添加した鋼板に、スラブ加熱温度を含む適切な熱延条件を定めることにより、鋼中の固溶Ｎを完全にAlN 、ＢＮとして固定し、このAlN 、ＢＮを析出核として固溶Ｃを析出させるとともに、高圧下率の調質圧延を施す方法が提案されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特開昭５７−１２６９２４号公報に記載の方法では、巻取温度が低いことから強度上昇が避けられず、しかも調質圧延の圧下率が高い。また、前掲特開平２−１４１５３４号公報に記載された方法では、耐時効性の良好な冷延鋼板が得られているが、高圧下率の調質圧延が必須であり、いずれの方法によっても優れた加工性（特に延性）と耐時効性との両立が困難となっていた。
【０００９】
そこで、この発明は、上記のように従来技術で残されていた問題を有利に解決するもので、高圧下率の調質圧延を行わなくても、また、過時効処理設備が必要となるような長時間の過時効処理を行わなくても、耐時効性に優れ、しかも優れた加工性をも兼ね備えた冷延鋼板を提案することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らの鋭意検討の成果により、上記目的を達成するこの発明の冷延鋼板は、
Ｃ：0.010 〜0.06wt％未満、
Si：0.05wt％以下、
Mn：0.05〜0.50wt％、
Al：0.001 〜0.050 wt％、
Ｎ：0.0005〜0.0100wt％以下及び
Cr：0.15wt％を超え1.00wt％以下を含み、かつ
Ｂを、Ｎ含有量〔Ｎ％〕との関係で 0.5〔Ｎ％〕〜 3.0〔Ｎ％〕を満たす範囲で含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる耐時効性の良好な冷延鋼板である。
【００１１】
【発明の実施の形態】
この発明においては、低炭素キルド鋼についてCrを含有させて炭化物の形成ひいては固溶Ｃの低減を図り、更にＢを添加してＢＮを微細に結晶粒内に分散させて、固溶Ｎの低減を図るとともに、このＢＮをセメンタイト等の析出核として利用し炭化物の析出を促進させることにより、固溶Ｃの更なる低減を図るものである。
【００１２】
以下、この発明の加工性と耐時効性の良好な冷延鋼板において、成分組成範囲を限定した理由について説明する。
〔Ｃ：0.010 〜0.06wt％未満〕
Ｃの含有量を0.010 〜0.06wt％未満の範囲としたのは、Ｃ量を0.010 wt％未満まで低減するのは製鋼段階での脱炭処理コストが著しく増大するためであり、また、0.06wt％以上では結晶粒が著しく小さくなり、伸び(El.) の値が小さくなって加工性が劣化してしまうからである。好ましくは0.01〜0.04wt％の範囲である。
【００１３】
〔Si：0.05wt％以下〕
Siの含有量を0.050 wt％以下とした理由は、Si量が0.05wt％を超えると、材質を硬質化させ、加工性を劣化させるためである。なお、Siを製鋼段階での脱酸剤として使用した場合に脱酸を十分ならしめるためには0.001 wt％以上を含有させるのが好ましい。
【００１４】
〔Mn：0.05〜0.50wt％〕
Mnの含有量を0.05〜0.50wt％の範囲とした理由は、0.05wt％未満では赤熱脆性を引き起こすＳをMnS として固定するには十分ではないからであり、また、0.50wt％超では材質を硬化させて加工性を劣化させるばかりでなく、鋼コストを上昇させてしまうからである。
【００１５】
〔Al：0.001 〜0.05wt％〕
Alは製鋼段階で脱酸剤として用いられるため、脱酸を十分ならしめるためには0.001 wt％以上を含有するように添加する必要がある。しかし、0.05wt％を超えるような多量の添加ではAlN が優先的に析出してしまい、セメンタイトの析出核となるべきBNの析出の減少を招き、しかも鋼コストをいたずらに上昇させてしまうことから、0.05wt％以下とする必要がある。好ましくは0.03wt％以下であり、また、Al量を0.001 〜0.010 wt％の範囲にしてSiによる脱酸を併用することは、より好適である。
【００１６】
〔Ｎ：0.0005〜0.0100wt％〕
Ｎの含有量を0.0005〜0.0100wt％の範囲とした理由は、この発明ではセメンタイト等の析出核としてＢＮを積極的に利用するものであることから、Ｎ量が0.0005wt％未満ではその効果が期待できず、また、0.0100wt％超ではＢＮが多量に分散して圧延割れを起こしやすくなってしまうからである。
【００１７】
〔Cr：0.15wt％を超え1.00wt％以下〕
Crの含有量を0.15wt％を超え1.00wt％以下の範囲にした理由は、Cr _XＣ_Y を析出させて固溶Ｃを低減し、耐時効性を向上させるには少なくともCrを0.15wt％を超えて含有させることが必要であり、一方1.00wt％を超える含有量では素材コストを上昇させてしまうことから、この発明では0.15wt％を超え1.00wt％以下の範囲とした。この範囲内でのCrは、伸び(El.) やｒ値を向上させるのに有効に寄与する。好ましくは0.30wt％を超え0.80wt％以下の範囲である。
【００１８】
〔Ｂ：Ｎ量〔Ｎ％〕との関係で 0.5〔Ｎ％〕〜 3.0〔Ｎ％〕を満たす範囲〕
Ｂの添加量をＮ量に対して 0.5〔Ｎ％〕〜 3.0〔Ｎ％〕の範囲とした理由は、 0.5×〔Ｎ％〕より少ないＢ量では固溶Ｎの残存量が多くなり、このＮによる時効が発生し易くなる他、セメンタイトの析出核としてのBNの絶対量が低下するからであり、また、 3.0×〔Ｎ％〕より多いＢ量では固溶Ｂが材質劣化を引き起こすからである。
【００１９】
不可避的不純物については特に限定するのものはないが、Ｐ量が0.03wt％を超えるとエージングインデックス（時効指数）の低下を阻害する傾向がみられるため、0.03wt％以下が好ましく、より好ましくは0.02wt％以下とする。もっとも、Ｐを過度に低減する必要はなく、却ってコストアップにもつながる。
【００２０】
次に、この発明の冷延鋼板の製造方法について述べる。
所定の成分組成に調製した溶鋼を連続鋳造法又は造塊−分塊法によりスラブとする。このスラブを熱間圧延するに際しては、一旦、常温にまで冷却したスラブを900 ℃以上に再加熱する方法でもよく、また、スラブを常温に冷却することなく熱間又は温間で1100℃以下の加熱炉に挿入し、保持又は再加熱するホットダイレクトローリング（ＨＤＲ）やホットチャージローリング（ＨＣＲ）法でも構わない。
【００２１】
熱間粗圧延の最終パスの温度が低いほど、またこのパス圧下率が高いほど、γ粒径を微細化させるとともにＢＮの析出を促し、カーバイトの析出サイトを形成させるのに有利である。しかも、リジングと呼ばれる欠陥の発生を防止できる。このため、粗圧延は低温、大圧下を施すことが好ましい。
【００２２】
熱延仕上温度については、ＢＮを微細に鋼中に分散させ、セメンタイトの析出を促し、また、鋼板表面のスケール量を低減して鋼材の歩留まり量を向上させるためには、α＋γ域以下で圧延するのが好ましい。
【００２３】
熱延後の巻取温度は、固溶Ｎの析出を完全にしてＮ時効による材質劣化を防止することや板表面に生成するスケール量と酸洗効率の低下などを考慮すれば500 〜800 ℃にするのが好ましい。より好ましくは500 〜700 ℃がよい。
【００２４】
なお、熱延仕上圧延前にシートバーの先後端の温度差をなくすことを目的として、熱延粗圧延設備と仕上圧延設備との間に設けたコイルボックスを用いてシートバーを一旦巻取り、これを巻き戻しして圧延方向を反転させても、また、鋼材の歩留まり向上を目的として先行するシートバーの後端部と追行するシートバーの先端部とを接合して連続的にシートバーの圧延を行っても、さらに、圧延荷重の低減を目的として潤滑圧延を行っても、冷延、焼鈍後の機械的特性には何ら悪影響を及ぼすものではないことから、これらの手段を適用することも可能である。
【００２５】
冷延後の焼鈍には連続焼鈍を適用することが、洗浄設備や調質圧延設備との連続化が容易であり、しかも箱焼鈍に比べて製造時間が大幅に短縮されるために好ましく、その連続焼鈍の温度条件としては再結晶温度〜850 ℃の範囲が好ましい。
【００２６】
焼鈍の加熱均熱に引き続く冷却過程では、500 〜300 ℃の温度域に一定温度で保持することなく５〜60秒滞留させることが、固溶Ｃの析出促進のために好ましい。かかる処理は過時効処理設備の常備されていない連続焼鈍設備であっても、その冷却域で容易に行うことができることから、過時効処理設備がなくても時効性の良好な冷延鋼板を得ることができる。むろん、過時効処理設備で一定温度に保持する過時効処理を行っても問題はなく、この場合、保持時間は60秒より長時間とっても問題はないが、生産性の点から120 秒未満とするのが望ましい。
【００２７】
冷延後は調質圧延を、主に形状矯正やストレッチャーストレインの発生防止を目的として行うが、この発明の冷延鋼板は、調質圧延前でも良好な耐時効性を有していることから、この調質圧延では高圧下が不要である。むしろ、1.0 ％以上の圧下率では加工硬化をおこして降伏点の上昇を招き、加工性を損なう恐れがあることから、1.0 ％未満の圧下率にすることが好ましい。
【００２８】
【実施例】
表１に示した種々の成分組成になる厚さ300 mmの鋼スラブを、970 〜1100℃に加熱したのち、表２に示す種々の製造条件、すなわち、３パスの粗圧延でかつ最終パスの温度と圧下率とを種々に変化させて板厚30mmのシートバーとし、７スタンドの仕上圧延機で仕上温度が720 〜850 ℃、仕上板厚が2.8 mmとなるように熱延を行った。引き続き、660 ℃以下で巻取り、酸洗後、冷延により板厚0.7 mmの冷延板とした。その後、連続焼鈍炉で図１に示すようなヒートサイクルにより再結晶焼鈍を行ってから、圧下率0.8 ％の調質圧延を施した。
【００２９】
【表１】

【００３０】
【表２】

【００３１】
かくして得られた鋼板から圧延方向に対して０°、45°、90°方向にJIS ５号引張試験片を採取し、機械的特性を調べ、その結果を表３に示す。なお、表３に示した引張特性は、以下の式で算出したそれぞれの方向の平均値である。
Ｘ＝（Ｘ₀ ＋２Ｘ₄₅＋Ｘ₉₀）／４
ここに、Ｘ₀ ：圧延方向に対して０°方向の特性値、
Ｘ₄₅：圧延方向に対して45°方向の特性値、
Ｘ₉₀：圧延方向に対して90°方向の特性値、
【００３２】
【表３】

【００３３】
表３から、この発明に従う成分組成になる冷延鋼板は、伸び(El.) が45％以上、時効指数(A.I.)が40MPa 以下、ｒ値が1.6 以上という、良好な耐時効性と加工性とが得られた。これに対して、No. ９、No. 10、No. 11の鋼板は、それぞれ鋼記号Ｈ、Ｉ、ＪすなわちCr含有量が少ない鋼であったために、いずれも時効指数が高く、伸びやｒ値が低かった。また、このNo. 10の鋼は、鋼記号ＩすなわちAl含有量が高いため、ＢＮを析出核とするセメンタイトの析出が少なく、時効指数が高くて伸びやｒ値が低かった。No. 11の鋼板は、鋼記号Ｊすなわち固溶Ｂ量が多すぎたため伸びやｒ値が低かった。No. 12の鋼板は、鋼記号Ｋすなわち固溶Ｎを多く含む鋼であったため、時効指数が高かった。
【００３４】
【発明の効果】
この発明の冷延鋼板は、極低炭素鋼に比べて安価な低炭素鋼について、Crの炭化物及びＢＮをセメンタイトの析出核として作用させることにより良好な非時効性が得られる。かくして連続焼鈍時における固溶Ｃの析出促進処理が極めて短時間の非定温処理で可能なため、連続焼鈍設備の通板性が良好であり、ライン速度を高速化し易く、大量生産が可能であり、製造コストの低廉化を図ることができる。また、高圧下率の調質圧延が不要であるので、加工性と耐時効性を高いレベルで両立させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における再結晶焼鈍のヒートサイクルを示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to the technical field of cold-rolled steel sheets of low-carbon killed steel, and intends to propose a cold-rolled steel sheet that can obtain particularly good aging resistance.
[0002]
[Prior art]
Cold-rolled steel sheets are widely used for automobiles, home appliances, various building materials, etc. because they have better dimensional accuracy, beautiful surfaces, and better workability than hot-rolled steel sheets. Conventionally, as a cold-rolled steel sheet having good workability, a soft and ductile material (represented by elongation (El.)) And a material with a high Rankford value (r value) can be obtained by adjusting various component systems. It has been proposed by a combination of systems and manufacturing methods. A typical example is an ultra-low carbon cold-rolled steel sheet in which the amount of carbon in the steel is reduced to 50 ppm or less in the steelmaking stage and carbonitride-forming elements such as Ti and Nb are added. Such steel sheets can easily achieve excellent properties such as yield point (YS) of 200 MPa or less, elongation (El.) Of 50% or more, and r value of 2.0 or more. In addition, such a steel sheet has a solid solution (C, N), which causes material deterioration such as aging, as carbides and nitrides, so that it hardly causes aging deterioration. .
[0003]
However, as described above, an ultra-low carbon cold-rolled steel sheet that has been degassed to a C content of 50 ppm or less and added with Ti or Nb is an expensive component because these Ti and Nb are expensive components. C: 0.02 to 0.06 wt%), the manufacturing cost is significantly increased. In addition, since the recrystallization temperature is increased by the addition of Ti and Nb, the recrystallization temperature during annealing after cold rolling needs to be 700 ° C. or higher. Therefore, in order to obtain the required material, the recrystallization temperature must be set to a high temperature of 800 ° C. or higher, which also increases the manufacturing cost.
[0004]
Here, in manufacturing cold-rolled steel sheets, not only is a steel sheet with excellent characteristics being obtained, but also a reduction in manufacturing cost is demanded in recent years. Such Ti and Nb are solid solution (C, N). Profitability is remarkably bad if it is manufactured using a material that contains a large amount of the material that can be completely fixed. Therefore, even when a low-carbon killed steel with a low molten steel cost is used as a raw material, a steel sheet having good aging resistance and workability is desired.
[0005]
In a conventionally known method for producing a steel plate with good press formability and good aging resistance using low-carbon killed steel as a raw material, the winding temperature after hot rolling is set to 600 ° C or higher, and solid solution N is fixed as AlN. In addition, during continuous annealing after cold rolling, rapid cooling is performed in the cooling process after the completion of recrystallization, and then the cementite is kept in the crystal grains by holding it in the temperature range of 300 to 500 ° C. for several minutes. A means for reducing the amount of dissolved C by being precipitated at the boundary is taken. However, even if such a method is adopted, a steel sheet with good aging resistance is obtained in which the aging index (AI; tensile stress difference before and after aging treatment at 100 ° C. for 30 minutes) after tension of 7.5% is 40 MPa or less. It was difficult.
[0006]
In addition, as mentioned above, the current mainstream of cold-rolled steel sheets is ultra-low carbon steel, and accordingly, in continuous annealing equipment constructed in recent years, it is considered that overaging equipment is not required in terms of metallurgy. However, due to problems such as equipment construction costs, overage treatment facilities are not always available. Thus, it was extremely difficult to obtain a steel plate with good aging resistance with an aging index of 40 MPa or less, particularly when low carbon killed steel was processed in a continuous annealing facility that does not have an overaging facility.
[0007]
Accordingly, research and development has been advanced to obtain a product with good aging resistance by a short overaging treatment. JP-A-57-126924 discloses a steel in which C and Mn in steel are within a predetermined range. A method has been proposed in which cementite is finely dispersed in a hot-rolled sheet by winding at 400 ° C. or less during hot rolling, and the amount of solid solution C is reduced by using very fine cementite as a precipitation nucleus of solid solution C. ing. In JP-A-2-141534, a low-carbon Al-killed steel in which Al and N are slightly increased, or a steel sheet to which B is added to the steel, by determining appropriate hot rolling conditions including the slab heating temperature, A method has been proposed in which solid solution N is completely fixed as AlN and BN, and solid solution C is precipitated using AlN and BN as precipitation nuclei, and temper rolling is performed at a high pressure ratio.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the method described in JP-A-57-126924, since the coiling temperature is low, an increase in strength is unavoidable and the rolling reduction of temper rolling is high. Further, in the method described in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-141534, a cold-rolled steel sheet having good aging resistance is obtained, but temper rolling at a high pressure reduction rate is essential, and any method can be used. It has been difficult to achieve both excellent workability (particularly ductility) and aging resistance.
[0009]
Therefore, the present invention advantageously solves the problems left in the prior art as described above, and requires an overaging treatment facility without performing temper rolling at a high pressure reduction rate. An object of the present invention is to propose a cold-rolled steel sheet that has excellent aging resistance and excellent workability without performing a long-time overaging treatment.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
The cold rolled steel sheet according to the present invention, which achieves the above-described object, as a result of the diligent study by the inventors,
C: 0.010 to less than 0.06 wt%,
Si: 0.05 wt% or less,
Mn: 0.05 to 0.50 wt%,
Al: 0.001 to 0.050 wt%,
N: 0.0005 to 0.0100 wt% or less and
Cr: More than 0.15wt% and 1.00wt% or less, and B is contained in a range satisfying 0.5 [N%] to 3.0 [N%] in relation to the N content [N%], with the balance being iron And a cold-rolled steel sheet having good aging resistance, consisting of inevitable impurities.
[0011]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In this invention, low carbon killed steel is made to contain Cr to reduce the formation of carbides and hence the solid solution C, and further add B to finely disperse BN within the crystal grains, thereby reducing the solid solution N. In addition, BN is used as precipitation nuclei such as cementite to promote precipitation of carbides, thereby further reducing solid solution C.
[0012]
Hereinafter, the reason why the component composition range is limited in the cold-rolled steel sheet having good workability and aging resistance according to the present invention will be described.
[C: 0.010 to less than 0.06 wt%]
The reason why the C content is in the range of 0.010 to less than 0.06 wt% is that the C content is reduced to less than 0.010 wt% because the decarburization cost in the steelmaking stage is remarkably increased. This is because the crystal grains become remarkably small and the elongation (El.) Value becomes small and the workability deteriorates. Preferably it is 0.01 to 0.04 wt% of range.
[0013]
[Si: 0.05wt% or less]
The reason why the Si content is 0.050 wt% or less is that when the Si content exceeds 0.05 wt%, the material is hardened and the workability is deteriorated. In addition, when Si is used as a deoxidizing agent in the steelmaking stage, it is preferable to contain 0.001 wt% or more in order to sufficiently deoxidize.
[0014]
[Mn: 0.05-0.50wt%]
The reason why the Mn content is in the range of 0.05 to 0.50 wt% is that if it is less than 0.05 wt%, it is not sufficient to fix S that causes red heat embrittlement as MnS, and if it exceeds 0.50 wt%, the material should be This is because it not only deteriorates the workability by hardening, but also increases the steel cost.
[0015]
[Al: 0.001 to 0.05 wt%]
Since Al is used as a deoxidizer in the steelmaking stage, it must be added so as to contain 0.001 wt% or more in order to sufficiently deoxidize. However, if it is added in a large amount exceeding 0.05 wt%, AlN precipitates preferentially, leading to a decrease in the precipitation of BN, which should be the cementite nuclei, and the steel cost is unnecessarily increased. 0.05 wt% or less. It is preferably 0.03 wt% or less, and it is more preferable to use a deoxidation with Si in combination with the Al amount in the range of 0.001 to 0.010 wt%.
[0016]
[N: 0.0005-0.0100wt%]
The reason why the N content is in the range of 0.0005 to 0.0100 wt% is that, in the present invention, BN is actively used as precipitation nuclei such as cementite, so that the effect is obtained when the N content is less than 0.0005 wt%. This is because it cannot be expected, and if it exceeds 0.0100 wt%, a large amount of BN is dispersed and rolling cracks are likely to occur.
[0017]
[Cr: Over 0.15wt% and 1.00wt% or less]
The reason for the 1.00 wt% or less of the range exceed 0.15 wt% content of Cr is, Cr _X C _Y a is precipitated by reducing the solid solution C, 0.15 wt% of at least Cr for improving the aging resistance On the other hand, if the content exceeds 1.00 wt%, the material cost increases. Therefore, in the present invention, the content exceeds 0.15 wt% and is not more than 1.00 wt%. Cr within this range effectively contributes to improving elongation (El.) And r value. Preferably it is 0.30 wt% or more and 0.80 wt% or less.
[0018]
[B: Range satisfying 0.5 [N%] to 3.0 [N%] in relation to N amount [N%]]
The reason why the addition amount of B is in the range of 0.5 [N%] to 3.0 [N%] with respect to the N amount is that when the B amount is less than 0.5 × [N%], the residual amount of solid solution N increases. This is because aging due to N is likely to occur, and the absolute amount of BN as cementite precipitation nuclei is reduced, and when the amount of B exceeds 3.0 × [N%], solid solution B causes material deterioration. is there.
[0019]
Inevitable impurities are not particularly limited, but when the P content exceeds 0.03 wt%, there is a tendency to inhibit the aging index (aging index) from decreasing, so 0.03 wt% or less is preferable, and more preferably 0.02wt% or less. However, it is not necessary to reduce P excessively, and it leads to an increase in cost.
[0020]
Next, the manufacturing method of the cold rolled steel sheet of this invention is described.
The molten steel prepared to a predetermined component composition is made into a slab by a continuous casting method or an ingot-bundling method. When this slab is hot-rolled, a method of reheating the slab once cooled to room temperature to 900 ° C or higher may be used, and the slab may be hot or warm to 1100 ° C or lower without cooling to room temperature. It may be a hot direct rolling (HDR) or hot charge rolling (HCR) method that is inserted into a heating furnace and held or reheated.
[0021]
The lower the temperature of the final pass of the hot rough rolling, and the higher the pass reduction ratio, the more advantageous it is to refine the γ grain size and promote the precipitation of BN to form carbide precipitation sites. In addition, the occurrence of defects called ridging can be prevented. For this reason, it is preferable to perform rough rolling at low temperature and large pressure.
[0022]
Regarding the hot rolling finishing temperature, in order to finely disperse BN in steel, promote precipitation of cementite, and reduce the scale amount on the surface of the steel sheet to improve the yield of steel, rolling in the α + γ region or less. It is preferable to do this.
[0023]
The coiling temperature after hot rolling is 500 to 800 ° C, considering the complete precipitation of solute N to prevent material deterioration due to N aging, and the reduction in the amount of scale generated on the plate surface and pickling efficiency. Is preferable. More preferably, 500-700 degreeC is good.
[0024]
In addition, for the purpose of eliminating the temperature difference between the front and rear ends of the sheet bar before hot rolling finish rolling, the sheet bar is temporarily wound using a coil box provided between the hot rolling rough rolling facility and the finishing rolling facility, Even if this is rewound and the rolling direction is reversed, the sheet bar is continuously joined by joining the trailing end of the preceding sheet bar and the leading end of the following sheet bar for the purpose of improving the yield of the steel material. Even if rolling is performed in addition to lubrication rolling for the purpose of reducing the rolling load, the mechanical properties after cold rolling and annealing are not adversely affected, so these means are applied. It is also possible.
[0025]
It is preferable to apply continuous annealing to annealing after cold rolling because it is easy to continue with cleaning equipment and temper rolling equipment, and the manufacturing time is significantly reduced compared to box annealing. The temperature condition for continuous annealing is preferably in the range of the recrystallization temperature to 850 ° C.
[0026]
In the cooling process subsequent to the heating soaking of annealing, it is preferable to retain for 5 to 60 seconds in a temperature range of 500 to 300 ° C. without maintaining a constant temperature in order to promote precipitation of solid solution C. Such a treatment can be easily performed in the cooling region even in a continuous annealing facility that does not have an overaging facility, so that a cold-rolled steel sheet with good aging can be obtained without an overaging facility. be able to. Of course, there is no problem even if the overaging treatment is performed with the overaging treatment equipment maintained at a constant temperature. In this case, there is no problem even if the holding time is longer than 60 seconds, but in terms of productivity, it is less than 120 seconds. Is desirable.
[0027]
After cold rolling, temper rolling is performed mainly for the purpose of straightening the shape and preventing the occurrence of stretcher strain, but the cold-rolled steel sheet of the present invention has good aging resistance even before temper rolling. Thus, this temper rolling does not require high pressure. Rather, a rolling reduction of less than 1.0% is preferable because a rolling reduction of 1.0% or more may cause work hardening to increase the yield point and impair the workability.
[0028]
【Example】
After heating a steel slab having a thickness of 300 mm and having various composition shown in Table 1 to 970 to 1100 ° C., various production conditions shown in Table 2, ie, three passes of rough rolling and final pass A sheet bar having a thickness of 30 mm was obtained by varying the temperature and the rolling reduction ratio, and hot rolling was performed with a 7-stand finishing mill so that the finishing temperature was 720 to 850 ° C. and the finishing thickness was 2.8 mm. Subsequently, the sheet was wound at 660 ° C. or lower, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.7 mm. Then, after recrystallization annealing was performed by a heat cycle as shown in FIG. 1 in a continuous annealing furnace, temper rolling with a reduction ratio of 0.8% was performed.
[0029]
[Table 1]

[0030]
[Table 2]

[0031]
From the steel sheet thus obtained, JIS No. 5 tensile specimens were sampled in the directions of 0 °, 45 ° and 90 ° with respect to the rolling direction, the mechanical properties were examined, and the results are shown in Table 3. The tensile properties shown in Table 3 are average values in the respective directions calculated by the following equations.
X = (X ₀ + 2X ₄₅ + X ₉₀ ) / 4
Where X ₀ : characteristic value in the direction of 0 ° with respect to the rolling direction,
X ₄₅ : characteristic value in the 45 ° direction with respect to the rolling direction,
X ₉₀ : Characteristic value in 90 ° direction with respect to rolling direction,
[0032]
[Table 3]

[0033]
From Table 3, the cold-rolled steel sheet having the composition according to the present invention has good aging resistance and workability with an elongation (El.) Of 45% or more, an aging index (AI) of 40 MPa or less, and an r value of 1.6 or more. And obtained. On the other hand, the steel plates of No. 9, No. 10, and No. 11 were steel symbols H, I, and J, that is, steels with a low Cr content, respectively, so that all of them have high aging index, elongation and r The value was low. Further, the steel of No. 10 had a high steel symbol I, that is, Al content, so that there was little precipitation of cementite with BN as the precipitation nucleus, the aging index was high, and the elongation and r value were low. The steel plate of No. 11 had a steel symbol J, that is, a solid solution B amount, so that the elongation and the r value were low. The No. 12 steel plate was a steel containing a large amount of steel symbol K, that is, solute N, and thus the aging index was high.
[0034]
【The invention's effect】
In the cold-rolled steel sheet of the present invention, good non-ageing properties can be obtained by using Cr carbide and BN as cementite precipitation nuclei for low-carbon steel that is less expensive than ultra-low-carbon steel. Thus, the accelerated precipitation of solute C during continuous annealing is possible with non-constant temperature treatment for a very short time, so that the plate-passability of continuous annealing equipment is good, the line speed is easy to increase, and mass production is possible. Thus, the manufacturing cost can be reduced. Further, since temper rolling at a high pressure reduction is not required, both workability and aging resistance can be achieved at a high level.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a heat cycle of recrystallization annealing in an example.

Claims (1)

Ｃ：0.010 〜0.06wt％未満、
Si：0.05wt％以下、
Mn：0.05〜0.50wt％、
Al：0.001 〜0.050 wt％、
Ｎ：0.0005〜0.0100wt％以下及び
Cr：0.15wt％を超え1.00wt％以下を含み、かつ
Ｂを、Ｎ含有量〔Ｎ％〕との関係で 0.5〔Ｎ％〕〜 3.0〔Ｎ％〕を満たす範囲で含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる耐時効性の良好な冷延鋼板。C: 0.010 to less than 0.06 wt%,
Si: 0.05 wt% or less,
Mn: 0.05 to 0.50 wt%,
Al: 0.001 to 0.050 wt%,
N: 0.0005 to 0.0100 wt% or less and
Cr: More than 0.15wt% and 1.00wt% or less, and B is contained in a range satisfying 0.5 [N%] to 3.0 [N%] in relation to the N content [N%], with the balance being iron And a cold-rolled steel sheet having good aging resistance comprising inevitable impurities.

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